(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
半凝固の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に微細なＳｉ粒子を添加し、初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に前記微細なＳｉ粒子を均一に分布し、かつ共晶又は過共晶の成分を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を製造するに際し、前記亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金が半凝固の状態でＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒのうちから１つまたは２つ以上選ばれる金属を添加し、成分を調整した後、前記微細なＳｉ粒子を添加することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項２】
前記亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、Ｓｉ含有量が０．１〜１１ｍａｓｓ％である請求項１に記載のＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項３】
前記微細なＳｉ粒子の平均粒径は、０．５〜１００μｍである請求項１又は２に記載のＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【請求項４】
半凝固の前記亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に前記微細なＳｉ粒子を添加し、これを重力鋳造、低圧鋳造、高圧鋳造、ダイカスト、鍛造または押出のいずれかの方法により半凝固成形する請求項１〜３のいずれかに記載のＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、共晶組織にＳｉ粒子を均一に分布させたＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
強度、耐熱性や耐摩耗性、軽量性に優れるアルミニウム合金は、様々な分野で広く用いられている。例えば、アルミニウム合金ＡＣ９Ａ（ＪＩＳ規格）は過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金であり、自動車用ピストンなどに用いられている。
【０００３】
過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金は、初晶Ｓｉが析出することで、優れた耐摩耗性を示す。しかしながら、初晶Ｓｉの粗大化傾向は、Ｓｉ含有量が高くなるにつれ顕著になり、粗大化した初晶Ｓｉ粒子が脆いため、外力が加わった時、材料の破壊源になる可能性があり、アルミニウム合金の強度を劣化させる。過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金から初晶Ｓｉの粗大化を制御するため、通常、数十ｐｐｍから数百ｐｐｍのＰ（燐）を添加して、初晶Ｓｉの微細化を施している。
【０００４】
一方、亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、初晶としてデンドライト状のα−Ａｌが晶出し、その周りに共晶α−ＡｌとＳｉが晶出する合金であり、過共晶アルミニウム合金と比較して、耐摩耗性が劣るが、優れた破壊靱性を示す。また、共晶点から大きく離れている過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、初晶Ｓｉを微細化させる効果のあるＰを多量に添加しても初晶Ｓｉの粗大化が避けられず、耐摩耗性が良くなるが、強度が劣化する傾向にある。
【０００５】
半凝固アルミニウム合金の製造・加工技術とは、初晶α−Ａｌ（亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金）または初晶Ｓｉ（過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金）が晶出した半凝固のアルミニウム合金を直接に成形し、または一旦凝固を完了させた後に、再加熱によって半凝固状態に戻した後、成形加工して製品を作るものである。半凝固によるアルミニウム合金の製造は、鋳造性に優れている。
【０００６】
ただし、共晶に近い合金または過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、表皮生成型の凝固をするため、固相率を高めた場合には、攪拌しても、容器の内表面や溶湯の表面に凝固層が生成しやすく、半凝固の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を容器から取り出しにくくなるので、半凝固の状態で成形することは難しい。過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の場合、半凝固の温度まで溶湯を冷却する工程で、初晶Ｓｉの粗大化を阻止するため、特許文献１〜３のように０．００５％〜０．０３％のＰを添加している。共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、理論的には半凝固ができる（固相−液相が共存できる）温度範囲が存在しないため、当然のことながら半凝固状態での攪拌技術も存在しない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００５−２７９７１２号公報
【特許文献２】特開２０００−５４０４７号公報
【特許文献３】特開平１０−１５２７３１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
一方、従来の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、半凝固の状態にするには、以下の二つの方法がある。
【０００９】
一つは、固相を完全に溶かした過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を半凝固の温度範囲までに冷却する方法で、もう一つは過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を半凝固の温度範囲まで加熱する方法である。
【００１０】
高温から冷却する場合、冷却している最中に初晶Ｓｉが晶出し、大きく成長する。そのとき、Ｐを添加しても、半凝固の温度で保持すると、初晶Ｓｉが大きく成長する。一方、半凝固の温度範囲までＰ添加済みの過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を加熱する場合、Ｐを添加して得られた微細なＳｉ粒子がそのまま保持できるが、やはり表皮生成型の凝固のため、温度を高くしないと、流動性が得られない。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、上記課題を解決し、組成が共晶または過共晶であっても、その凝固は過共晶合金の表皮生成型の凝固ではなく、また、マトリックスに微細なＳｉ粒子が分散されているＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができるＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決するために本発明は、半凝固の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に微細なＳｉ粒子を添加し、初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に前記微細なＳｉ粒子を均一に分布し、かつ共晶又は過共晶の成分を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を製造するに際し、前記亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金が半凝固の状態でＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒのうちから１つまたは２つ以上選ばれる金属を添加し、成分を調整した後、前記微細なＳｉ粒子を添加することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法である。
【００１３】
前記亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、Ｓｉ含有量が０．１〜１１ｍａｓｓ％であってもよい。
【００１４】
前記微細なＳｉ粒子の平均粒径は、０．５〜１００μｍであることが好ましい。
【００１７】
半凝固の前記亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に前記微細なＳｉ粒子を添加し、これを重力鋳造、低圧鋳造、高圧鋳造、ダイカスト、鍛造または押出のいずれかの方法により半凝固成形してもよい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉ系合金の組成が共晶または過共晶であっても、その凝固は過共晶合金の表皮生成型の凝固ではなく溶湯が一様に凝固するマッシー型の凝固を特徴とする亜共晶合金の凝固であり、また、Ｐを添加しなくてもマトリックスに微細なＳｉ粒子が分散されている共晶または過共晶の成分を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明の一実施の形態に係るＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法を示すフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の好適な一実施の形態を詳述する。
【００２１】
先ず、本発明に係るＡｌ−Ｓｉ系合金は、組成としては共晶または過共晶で、組織としては、亜共晶の初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に、添加された微細なＳｉ粒子が均一に分布したものである。このＡｌ−Ｓｉ系合金について、製造方法を示す図１のフローチャートと共に説明する。
【００２２】
Ａｌ−Ｓｉ系合金としては、溶湯が一様に凝固するマッシー型の凝固を特徴とする亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を用いる。まず、この亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の原料を準備し（ステップＳ１）、加熱・溶融する（ステップＳ２）。その後、亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を半凝固の温度範囲（固相−液相が共存する状態）に冷却すると（ステップＳ３）、初晶α−Ａｌ粒子が晶出する。亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を半凝固の温度範囲で攪拌すると、微細な球状の初晶α−Ａｌ粒子が液相の中に存在するため、半凝固の温度を下げて固相率を上げても容器内壁近傍に凝固層が生成されず、固相−液相が共存する広い温度範囲で良い流動性が保たれる。
【００２３】
この半凝固の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を攪拌しながら、微細なＳｉ粒子を添加すると（ステップＳ４）、Ｓｉ粒子が溶けることなく、そのまま初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶溶湯（すなわち液相）に分散される。添加するＳｉ粒子の量を調節すれば、出発材料の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金から共晶または過共晶の成分を持つＡｌ−Ｓｉ系合金に変えることができる。また、Ｓｉ粒子を添加した半凝固の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を液相線以上に加熱せず、半凝固の状態で重力鋳造、低圧鋳造、高圧鋳造、ダイカスト、鍛造または押出などの方法により成形すれば（ステップＳ５）、合金の組成は共晶または過共晶で、その組織は初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に微細なＳｉ粒子が分散されたものとなる。
【００２４】
亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金中のＳｉの含有量は０．１〜１１ｍａｓｓ％で、好ましくは１〜９ｍａｓｓ％である。亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金中のＳｉの含有量が１１ｍａｓｓ％を超えると、合金の組成は過共晶に近づき、初晶Ｓｉが晶出する傾向がある。初晶Ｓｉの粗大化傾向は、Ｓｉ含有量が高くなるにつれ顕著になる。粗大化したＳｉ粒子は脆いため、外力が加わった時、材料の破壊源になる可能性があり、アルミニウム合金の強度を劣化させる。
【００２５】
添加するＳｉ粒子の平均粒径は０．５〜１００μｍで、好ましくは１〜３０μｍである。また、Ａｌ−Ｓｉ系合金の成分が共晶または過共晶になるように、添加するＳｉ粒子の量を調整して、合金中のＳｉ含有量を１１．５〜３０ｍａｓｓ％にすることができる。
【００２６】
ところで、Ａｌ−Ｓｉ二元系合金では、共晶点のＳｉ含有量が１２．６ｍａｓｓ％であるが、Ａｌ−Ｓｉ三元系または三元系以上のアルミニウム合金の共晶点は低Ｓｉ含有量側にシフトする場合が多い。通常の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金では、Ｐを添加しないと、初晶Ｓｉが数十から数百μｍ以上に粗大し、特に、高Ｓｉ含有量の場合はその傾向が強く、４０μｍ未満の初晶ＳｉはＰを添加しても容易に得られない。
【００２７】
これに対し、本発明では、微細なＳｉ粒子は半凝固の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に添加されるため、添加されたＳｉ粒子が溶けることはほとんどなく、半凝固の状態でＳｉ粒子を含む亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を成形すれば、Ｓｉ粒子のサイズはほぼそのまま保たれ、容易に微細なＳｉ粒子が分散されているＡｌ−Ｓｉ系合金が得られる。こうして得られたＡｌ−Ｓｉ系合金は、初晶Ｓｉが粗大化した従来の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に比べて強度が優れている。本発明に係るＡｌ−Ｓｉ系合金は、共晶組織に微細なＳｉ粒子が分布し、組成は共晶又は過共晶であるので、優れた破壊靱性と耐摩耗性とを有する。
【００２８】
本発明では、さらに、半凝固状態の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を攪拌しながら、Ｓｉ粒子の他にＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒ等のうちから１つまたは１つ以上選ばれる金属を添加し、更にアルミニウム合金の成分を調整することもできる。
【００２９】
例えば、出発の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金としてＡＣ４Ｃ（ＪＩＳ規格）を用いる場合、Ｓｉ粒子の他に更にＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ等を添加すれば、アルミニウム合金の組成をＡＣ９ＢやＡＣ８Ａ（いずれもＪＩＳ規格）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にすることができる。添加するＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒ等は、単体の金属でもよいが、Ａｌとこれらの金属との中間合金でもよい。
【００３０】
亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒ等のうちから１つまたは１つ以上選ばれる金属を添加すると、金属がすぐ亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に溶けるので、成分の違った亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金（すなわち新亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金）が得られる。更に、半凝固の新亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＳｉ粒子を添加すると、添加されたＳｉ粒子はほとんど溶けないため、その時の半凝固の温度範囲は新亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金そのものの半凝固の温度範囲とほとんど同じである。従って、この温度範囲で当該合金を攪拌すると、非常に流動性のよい半凝固のＡｌ−Ｓｉ系合金が得られる。
【００３１】
本発明の作用を説明する。
【００３２】
半凝固の温度範囲でＳｉ粒子、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒ等を亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に添加した後、更に当該半凝固の合金を半凝固の温度範囲で加熱または冷却して、半凝固の当該合金中の固相と液相の比率を変えることができる。流動性を要する場合には、当該合金を加熱して固相の比率を下げることができる。また、冷却して固相の比率を上げることができる。
【００３３】
亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を半凝固の温度範囲で攪拌すると、微細な球状の初晶α−Ａｌ粒子が液相の中に存在するため、半凝固の温度を下げて固相率を上げても、容器内壁近傍に凝固層が生成されず、固相−液相が共存する広い温度範囲で良い流動性が保たれる。ただし、半凝固（固相−液相が共存する範囲）の温度範囲で、当該合金を加熱すると、添加されたＳｉ粒子が部分的に溶けることがある。しかし、Ｓｉ粒子が粗大化することがないので、固相の量を減らし、当該合金の流動性を高めても、初晶α−Ａｌ粒子の周りに微細なＳｉ粒子が均一に分散する組織が得られる。
【００３４】
さらに液相線以上に昇温すると、添加されたＳｉ粒子が完全に溶けるので、通常の共晶または過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金になり、凝固の機構も通常の共晶または過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金と同じくなる。従って、本発明で作製した微細なＳｉ粒子が均一に分散されている共晶または過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を液相線以上に加熱すれば、通常共晶または過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金として使用でき、また、リサイクルも可能である。ただし、微細なＳｉ粒子の効果が望まれる場合は、液相線以上に加熱しないことは本発明の成形方法の重要なポイントである。
【００３５】
半凝固の状態で亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＳｉ粒子、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｂ、Ｓｒ等を添加し、適正な固相の割合を調整した後（流動性の調整）、重力鋳造、低圧鋳造、高圧鋳造、ダイカスト、鍛造または押出などの方法により成形（半凝固成形）して、共晶または過共晶の成分を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を得る。このとき、半凝固の温度から直接冷却するので、添加されたＳｉ粒子は初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に均一に分散している。当該合金の組織は半凝固の成形から得られた亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金と似ているが、初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に、添加されたＳｉ粒子が均一に分散しているという点で亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金と異なる。
【００３６】
以上要するに、本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉ系合金の組成が共晶または過共晶であっても、その凝固は、過共晶合金の表皮生成型の凝固ではなく溶湯が一様に凝固するマッシー型の凝固を特徴とする亜共晶合金の凝固である。従って、半凝固の温度範囲で、本発明の共晶または過共晶の成分を有するＡｌ−Ｓｉ系合金は流動性がよく、半凝固成形に非常に適している。また、Ｐを添加しなくても、マトリックスに微細なＳｉ粒子が分散されている共晶または過共晶の成分を有するＡｌ−Ｓｉ系合金が得られる。
【００３７】
添加された微細なＳｉ粒子は合金中に均一に分布されているため、優れた機械的特性と耐摩耗性を備えている。本発明に係るＡｌ−Ｓｉ系合金は、成形性と機械的特性から、例えば、自動車関連の部材（エンジンのピストンやシリンダブロック）など、様々な分野に使用できる。
【実施例】
【００３８】
以下に実施例と比較例を説明する。
【００３９】
実施例１：
アルミニウム合金ＡＣ４Ｃ（４０００ｇ、Ａｌ−７ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．４ｍａｓｓ％Ｍｇ）を６５０℃で溶かし、半凝固状態の温度まで冷却し、その温度で保持したままで攪拌しながら合金の組成がＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ−１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．２ｍａｓｓ％Ｍｇ−１ｍａｓｓ％ＮｉになるようにＮｉ、Ｍｇ、ＣｕとＳｉ粒子（平均粒径５μｍ）を添加した。溶解炉の温度を制御し、合金中の固相の比率を調節した後、金型に注入し、圧力鋳造によって成形した。成形品を切断し、研磨した後、その組織を観察した結果、粒径１００μｍ程度の初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に微細なＳｉ粒子が分布されていることが確認された。Ｓｉ粒子の平均粒径は５μｍで、添加されたＳｉ粒子の粒径と同じであった。
【００４０】
実施例２：
アルミニウム合金ＡＣ４Ｃ（４０００ｇ、Ａｌ−７ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．４ｍａｓｓ％Ｍｇ）を６５０℃で溶かし、半凝固状態の温度まで冷却し、その温度で保持したままで攪拌しながら合金の組成がＡｌ−１１．８ｍａｓｓ％Ｓｉ−３ｍａｓｓ％Ｃｕ−１ｍａｓｓ％Ｍｇ−２．５ｍａｓｓ％ＮｉになるようにＮｉ、Ｍｇ、ＣｕとＳｉ粒子（平均粒径１０μｍ）を添加した。溶解炉の温度を制御し、合金中の固相の比率を調節した後、金型に注入し、圧力鋳造によって成形した。成形品を切断し、研磨した後、その組織を観察した結果、粒径１００μｍ程度の初晶α−Ａｌ粒子の周りの共晶組織に微細なＳｉ粒子が分布されていることが確認された。Ｓｉ粒子の平均粒径は１０μｍで、添加されたＳｉ粒子の粒径と同じであった。
【００４１】
比較例：
アルミニウム合金ＡＣ８Ａ（４０００ｇ、Ａｌ−１１．７ｍａｓｓ％Ｓｉ−１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．２ｍａｓｓ％Ｍｇ−１ｍａｓｓ％Ｎｉ）を７００℃で溶かし、攪拌しながら共晶点に近い温度まで冷却すると、溶解炉の坩堝の内壁に徐々に凝固層が形成され、次第に合金の流動性が悪くなり、坩堝から取り出しができず、半凝固状態での成形ができなかった。
【図１】
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